專利名稱：焊接金屬和由該焊接金屬接合的焊接結(jié)構(gòu)物的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及主要以Mn-Mo-Ni系鋼材為母材進(jìn)行焊接的焊接結(jié)構(gòu)物及其焊接部的焊接金屬，特別是涉及在焊接狀態(tài)下和去應(yīng)力退火后的強(qiáng)度、韌性優(yōu)異的焊接金屬。
背景技術(shù)：
Mn-Mo-M鋼材為具有優(yōu)異的強(qiáng)度、韌性，主要被用于原子能發(fā)電廠的壓力容器等。近年來，隨著能源需要的增加，壓力容器有大型化的傾向，要求強(qiáng)度、韌性更加優(yōu)異的 Mn-Mo-Ni鋼材。隨之而來的是，在以這些鋼種為母材的焊接結(jié)構(gòu)物的焊接部中所形成的 Mn-Mo-Ni系焊接金屬中，也要求強(qiáng)度、韌性水平的進(jìn)一步提高。另外，在以Mn-Mo-Ni鋼材為母材的焊接結(jié)構(gòu)體中，通常在焊接施工后，會實(shí)施以去應(yīng)力為目的長時間的去應(yīng)力退火，但存在由于該退火導(dǎo)致焊接金屬的強(qiáng)度、韌性劣化的情況，從而要求通過退火難以導(dǎo)致強(qiáng)度、韌性劣化的材料。針對這樣的需求，提出有各種致力于提高焊接金屬的強(qiáng)度、韌性(以下統(tǒng)稱為“機(jī)械的特性”)的技術(shù)。例如在專利文獻(xiàn)1中提出有一種技術(shù)，其通過使Cr、Mo、Cu、Ti、B等合金元素最佳化，從而改善機(jī)械的特性，另外在專利文獻(xiàn)2中提出有一種技術(shù)，其是在粉芯焊絲中，同時控制金屬外皮和焊劑的組成，從而改善去應(yīng)力退火后的機(jī)械的特性。另外，從硫化物控制的觀點(diǎn)出發(fā)，在專利文獻(xiàn)3中提出有一種除了機(jī)械的特性之外，焊接操作性也優(yōu)異的焊接材料。此外，對于退火后的機(jī)械的特性的改善，在專利文獻(xiàn)4中提出控制碳化物的方案。先行技術(shù)文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)專利文獻(xiàn)1 日本專利公開平9-253886號公報專利文獻(xiàn)2 日本專利公開平5-77086號公報專利文獻(xiàn)3 日本專利公開平8467273號公報專利文獻(xiàn)4 日本專利第3283763號公報但是，僅憑上述的技術(shù)，去應(yīng)力退火后的焊接金屬的機(jī)械的特性還稱不上充分，另外若考慮安全性，則在焊接的狀態(tài)下，也期望具備優(yōu)異的機(jī)械的特性。因此，期望有進(jìn)一步改善焊接金屬的機(jī)械的特性的技術(shù)。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明鑒于這樣的問題而完成的，其目的在于，提供一種關(guān)于以鋼材為母材經(jīng)焊接后的焊接結(jié)構(gòu)物，在焊接狀態(tài)(簡述為“AW”)或去應(yīng)力退火(簡述為“SR退火”)后仍具有優(yōu)異的強(qiáng)度、韌性的焊接金屬，和由這樣的焊接金屬接合的焊接結(jié)構(gòu)物。本發(fā)明者們對于實(shí)現(xiàn)AW、SR退火后的強(qiáng)度、韌性優(yōu)異的焊接金屬的方法進(jìn)行銳意研究時發(fā)現(xiàn)，對使微細(xì)的針狀鐵素體組織顯現(xiàn)非常有效。另外，在探求SR退火造成機(jī)械的特性劣化的主要原因時發(fā)現(xiàn)，這是由于粗大晶界碳化物的析出所致，使之微細(xì)化有效。本發(fā)明是以這樣的認(rèn)識為基本而完成的。S卩，本發(fā)明的焊接金屬，以質(zhì)量％ (以下僅表示為“％”)計，含有C:0.04
0.15 Si :0· 50 % 以下(不含 0 % )、Mn :1. 0 1. 9 %、Ni 1. 0 4. 0 %、Cr 0. 10
1.0%,Mo :0. 20 1. 2%,Ti 0. 010 0. 060%,Al 0. 030% 以下(不含 0% )、0 0. 015
0.060%,N :0. 010%以下(不含0% )，余量由和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，以[化合物型Ti] 表示作為化合物含有的Ti量(％ )，以[化合物型Si]表示作為化合物含有的Si量(％ ) 時，[化合物型Ti]/[化合物型Si]> 1. 5并且，以[Ti]表示Ti的含量(％ )，以
表示0的含量(％ )，以[Al]表示Al 的含量(％ )，以[Si]表示Si的含量(％ )時，由下式計算的A值為0. 50以上。A= [Ti]/(
-1. 1 X [Al] +0. 05X [Si])該焊接金屬，因?yàn)樵谝?guī)定成分之下，使[化合物型Ti]/[化合物型Si]的比超過
1.5，所以能夠抑制阻礙針狀鐵素體組織顯現(xiàn)的Si氧化物的生成，促進(jìn)有助于針狀鐵素體組織生成的Ti氧化物的生成。此外，因?yàn)槭笰值為0. 50以上，所以能夠抑制Si氧化物在 Ti氧化物的表面生成，能夠使來自Ti氧化物的針狀鐵素體的生成促進(jìn)作用有效地發(fā)揮。因此，能夠使焊接金屬中顯現(xiàn)微細(xì)的針狀鐵素體組織，能夠提高AW或SR退火后的焊接金屬的強(qiáng)度、韌性。在上述焊接金屬中，還優(yōu)選以[Cr]表示Cr的含量(％)，以[Mn]表示Mn的含量 (%)時，由下式計算的B值在0.05以上、0.26以下。由此，能夠抑制會給SR退火后的機(jī)械的特性帶來不良影響的晶界碳化物的粗大化，能夠更進(jìn)一步提高SR退火后的機(jī)械的特性。B = [Cr]/([Mn]+1. 2)在上述焊接金屬中，存在于焊接金屬中的碳化物之中，作為當(dāng)量圓直徑，優(yōu)選 200nm以上的碳化物的平均粒徑為350nm以下。由此，粗大晶界碳化物的生成得到抑制，能夠進(jìn)一步提高焊接金屬的機(jī)械的特性。此外，上述焊接金屬能夠含有Cu :0. 35%以下(不含0% )，或者還含有Nb
0.008 0. 030%, V 0. 010 0. 10%的一種或兩種。由此能夠進(jìn)一步提高強(qiáng)度。另外，本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)物，是以Mn-Mo-M系鋼材為母材進(jìn)行焊接的焊接結(jié)構(gòu)物，形成其焊接部的焊接金屬由上述任一種焊接金屬形成。如上述，上述焊接金屬AW或SR 退火后的機(jī)械的特性優(yōu)異，因此在本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)物的焊接部，AW或SR退火后的機(jī)械的特性也優(yōu)異，焊接結(jié)構(gòu)物整體上機(jī)械的特性優(yōu)異，進(jìn)而耐久性優(yōu)異。根據(jù)本發(fā)明的焊接金屬，在規(guī)定成分之下，使[化合物型Ti]/[化合物型Si]超過
1.5，促進(jìn)有助于針狀鐵素體組織生成的Ti氧化物的生成，此外，將A值規(guī)定在0. 50以上， 以使Ti氧化物的針狀鐵素體的生成促進(jìn)作用不會因Si氧化物的生成而受到妨礙，因此能夠使焊接金屬中顯現(xiàn)微細(xì)的針狀鐵素體組織，能夠提高焊接狀態(tài)或去應(yīng)力退火后的焊接金屬的強(qiáng)度、韌性。另外，本發(fā)明的焊接結(jié)構(gòu)物是在其焊接部形成有上述焊接金屬的結(jié)構(gòu)物， 因此整體上強(qiáng)度和韌性優(yōu)異，進(jìn)而耐久性優(yōu)異。
具體實(shí)施例方式本發(fā)明的實(shí)施方式的焊接金屬，是在以Mn-Mo-Ni系鋼材為母材進(jìn)行焊接的焊接
4部所形成的焊接金屬，化學(xué)組成含有C :0. 04 0. 15%, Si 0. 50%以下(不含0% )、Mn 1. 0 1. 9%、Ni :1. 0 4. 0%Xr :0. 10 1. 0%,Mo :0. 20 1. 2%,Ti :0. 010 0. 060%, Al 0. 030% 以下(不含 0% )、0 :0.015 0. 060%、N :0· 010% 以下(不含 0%)，余量由 Fe 和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。另外作為化合物含有的Ti量(％ )([化合物型Ti])和作為化合物含有的Si量(％)([化合物型Si])的比，[化合物型Ti]/[化合物型Si]超過1.5。此外，以[Ti]表示Ti的含量(％ )，以
表示0的含量(％ )，以[Al]表示Al的含量(％ )， 以[Si]表示Si的含量(％ )時，由下式計算的A值為0. 50以上。以下，對于這些成分限定理由進(jìn)行說明。A = [Ti]/(
-1. 1 X [Al] +0. 05X [Si])C :0.04 0.15%C是用于確保強(qiáng)度的必須元素，若比0.04%低，則強(qiáng)度不足，另一方面，超過0. 15 時則帶來馬氏體等的硬質(zhì)組織的增加，招致韌性的劣化。因此，C量的下限為0.04%，優(yōu)選為0.06%。其上限為0. 15%，優(yōu)選為0. 12%，更優(yōu)選為0. 10%。Si :0.50% 以下Si具有使焊接金屬的強(qiáng)度提高的作用。從提高強(qiáng)度的觀點(diǎn)出發(fā)，極微量即可，優(yōu)選添加0. 05%以上。另一方面，過量添加會導(dǎo)致強(qiáng)度上升過大，或馬氏體等的硬質(zhì)組織增加，而且氧化物的主體成為Si氧化物，因此，難以生成針狀貼素體組織，導(dǎo)致強(qiáng)度、韌性的劣化。為此，Si量的上限為0. 50%，優(yōu)選為0. 40%，更優(yōu)選為0. 20%。Mn :1.0 1.9%Mn是對提高強(qiáng)度和韌性有效的元素。低于1. 0%時上述效果過小，另一方面，過量添加會導(dǎo)致強(qiáng)度上升過大，或馬氏體等的硬質(zhì)組織增加，而且，導(dǎo)致晶界碳化物的粗大化， 成為強(qiáng)度、韌性劣化的原因。為此，Mn量的下限為1. 0%，優(yōu)選為1. 2%，其上限為1. 9%，優(yōu)選為1.8%。Ni :1.0 4.0%Ni是對提高強(qiáng)度和韌性有效的元素。低于1. 0%時上述效果過小，另一方面，過量添加會導(dǎo)致強(qiáng)度上升過大，對韌性有不良影響。為此，M量的下限為1.0%，優(yōu)選為1.2%， 其上限為4.0%，優(yōu)選為3.8%，更優(yōu)選為2.8%。Cr :0.10 1.0%Cr通過適量添加具有抑制碳化物的粗大化的作用。低于0. 10%時上述效果過小， 另一方面，過量添加反而導(dǎo)致晶界碳化物的粗大化，對強(qiáng)度、韌性有不良影響。為此，Cr量的下限為0.10%，優(yōu)選為0. 20 %，其上限為1. 0 %，優(yōu)選為0. 80 %，更優(yōu)選為0. 60 %。Mo :0.20 1.2%Mo具有在SR退火時形成微細(xì)碳化物提高強(qiáng)度的作用。為了有效發(fā)揮所述作用，Mo 量的下限為0. 20%，優(yōu)選為0. 40%，更優(yōu)選為0. 60%。另一方面，過量添加會導(dǎo)致碳化物的粗大化，對韌性有不良影響，因此，Mo量的上限為1.2%，優(yōu)選為1.0%，更優(yōu)選為0. 80%。Ti :0. 010 0. 060%Ti形成成為針狀鐵素體組織的生成核的Ti氧化物，是有助于提高強(qiáng)度、韌性的重要元素。為了有效發(fā)揮所述作用，Ti量的下限為0.010%，優(yōu)選為0.015%，更優(yōu)選為 0. 020%。另一方面，過量添加時會導(dǎo)致氧化物的粗大化，對韌性有不良影響，因此，其上限為 0. 060%，優(yōu)選為 0. 050% οAl :0.030% 以下Al具有抑制對針狀鐵素體組織的生成產(chǎn)生不良影響的Si氧化物的生成的作用。 為了有效發(fā)揮所述作用，優(yōu)選添加0. 005%以上。但是，過量添加時會導(dǎo)致氧化物的粗大化， 反而對韌性有不良影響，因此，其上限為0. 030%，優(yōu)選到0. 025%為止。0 :0· 015 0. 060%0是為了和Ti 一起形成成為針狀鐵素體組織的生成核的Ti氧化物的必要的元素， 至少為0. 015%，優(yōu)選為0. 020%。另一方面，過量添加會導(dǎo)致氧化物的粗大化，使韌性劣化，因此，上限為0. 060 %，優(yōu)選為0. 050 %，更優(yōu)選為0. 045 %。N :0.010% 以下N與Ti或根據(jù)需要添加的后述的Nb、V均形成碳氮化物，具有提高強(qiáng)度的作用。為了有效地顯現(xiàn)這樣的作用，優(yōu)選添加0.005%。但是若過剩地添加，則作為固溶N帶來應(yīng)變時效，對韌性造成不良影響，因此使上限為0. 010%，優(yōu)選為0. 0080%，更優(yōu)選為0. 0075% 0[化合物型Ti]/[化合物型Si]超過1.5，本發(fā)明的焊接金屬的基本組成如上述，但是還要求作為化合物含有的Ti (化合物型Ti)和Si (化合物型Si)的質(zhì)量比，S卩[化合物型Ti]/[化合物型Si]超過1.5。所述比率是間接性地規(guī)定對針狀鐵素體組織的生成造成影響的Ti氧化物、Si氧化物的生成量比的參數(shù)，若在1. 5以下，則阻礙針狀鐵素體組織顯現(xiàn)的Si氧化物占據(jù)優(yōu)勢，使強(qiáng)度、韌性劣化。因此，所述比較超過1.5，優(yōu)選為2.0以上，更優(yōu)選為2. 5以上。所述化合物型Ti、化合物型Si的量假設(shè)是分別作為氧化物被含有的Ti和Si，基本上使用在焊接的狀態(tài)下測量的值，但是該值能夠視為SR退火后的測量值。這出于以下的理由。因SR退火而析出的Ti碳氮化物即使最大，以當(dāng)量圓直徑計仍很微細(xì)，在0. 1 μ m以下，根據(jù)后述的測量方法(電解提取殘渣法)，作為形成碳氮化物的Ti所檢測出的量極少。 另外，Si是在鋼中難以形成碳氮化物的元素，SR退火帶來的析出量為可以無視的程度。因此，SR退火后測量的[化合物型Ti]/[化合物型Si]的值，與在焊接狀態(tài)下的測量值大致相等。A 值0.50 以上其中，A=[Ti]/(
-l. IX [Α1]+0. 05X [Si])A值是表示對針狀鐵素體組織帶來影響的氧化物的形態(tài)的參數(shù)，即使?jié)M足上述 [化合物型Ti]/[化合物型Si]的比率，Si氧化物量得到抑制，氧化物的主體是Ti氧化物， 若A低于0. 50，在Ti氧化物的表面仍會生成Si氧化物，由Ti氧化物帶來的針狀鐵素體核的生成穩(wěn)定度相對地降低，因此使針狀鐵素體組織的生成降低。因此，使A值為0. 50以上， 優(yōu)選為0. 60以上，更優(yōu)選為0. 80以上。還有，A值是控制Si氧化物向Ti氧化物的表面生成的參數(shù)，越高越為優(yōu)選，因此不需要設(shè)置上限。本發(fā)明的焊接金屬，以上述組成為基本組成，余量由!^e和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成。 P、S為雜質(zhì)，在舊奧氏體晶界析出，成為韌性降低的原因，因此以少為宜。在上述基本組成中，優(yōu)選以如下方式調(diào)節(jié)Cr含量、Mn含量以[Cr]表示Cr的含量(％ )，以[Mn]表示Mn 的含量(％ )時，由下式計算出的B值在0.05以上、0. 26以下。B = [Cr]/([Mn]+1. 2)
B值是表示SR退火時的晶界碳化物的粗大化的參數(shù)，低于0. 05時，晶界碳化物的主體為Mn，晶界碳化物的生長受到擴(kuò)散速度大的Mn的限制，因此粗大化容易被促進(jìn)。另一方面，在超過0.沈時，雖然晶界碳化物的主體是Cr，但是對晶界碳化物的生長造成影響的固溶Cr量增加，仍然容易促進(jìn)晶界碳化物的粗大化。因此，B值的下限為0. 05，優(yōu)選為0. 08， 其上限為0. 26，優(yōu)選為0. 20，更優(yōu)選為0. 15。另外，對于上述基本成分，能夠添加Cu為0. 35%以下，或者還能夠在Nb :0. 008 0. 030%, V 0. 010 0. 10%的范圍添加Nb、V的一種或兩種。Cu是對強(qiáng)度的提高有效的元素。因此，優(yōu)選添加0. 01%以上。另一方面，若過剩地添加，則招致強(qiáng)度的過度上升，反而對韌性造成不良影響。因此，使Cu量的上限為0. 35%, 優(yōu)選為0. 30%。Nb、V形成微細(xì)的碳氮化物，具有使強(qiáng)度提高的作用，但是Nb低于0.008%、V低于 0.010%時，這一作用過小，另一方面，若過剩地添加，則招致碳氮化物的粗大化，反而使強(qiáng)度、韌性降低。因此，Nb量的下限為0.008%，其上限為0.030%，優(yōu)選為0.020%。另外，V 量的下限為0. 010%，其上限為0. 10%，優(yōu)選為0. 080%。本發(fā)明的焊接金屬的組成如上述，但在組織上呈現(xiàn)出的是，以氧化物為起點(diǎn)的微細(xì)的針狀鐵素體組織和粗大板條狀貝氏體組織細(xì)微地混合的組織。因此，定量地評價針狀鐵素體組織有困難，但是根據(jù)借助顯微鏡的目視觀察，至少有50面積％以上存在針狀鐵素體組織。另外，SR退火后的焊接金屬中在存在粗大的碳化物的傾向，但是關(guān)于該碳化物的尺寸，以當(dāng)量圓直徑計，200nm以上的碳化物的平均粒徑抑制在350nm下，優(yōu)選抑制在330nm 以下，由此能夠抑制會給強(qiáng)度、韌性帶來不良影響的粗大晶界碳化物的生成，能夠進(jìn)一步提高機(jī)械的特性。為了抑制碳化物的粗大化，在成分上如上述，有效的是調(diào)節(jié)Cr量、Mn量，使 B值為0. 05 0.沈，此外為了使碳化物的平均粒徑為350nm以下，優(yōu)選將B值抑制在0. 08 以上、低于0. 20的程度。另外，上述焊接金屬的組成，嚴(yán)格地說，大致由母材的Mn-Mo-Ni鋼的組成和熔深量、焊接材料(焊絲)的組成和熔深量、在焊接中使用的焊劑的堿度決定，熔深量由母材的焊接接合部的形狀決定。因?yàn)槿凵盍可?，所以焊接金屬的組成大體上由焊接材料的組成和焊接施工時的焊劑的堿度決定，另一方面，焊接材料的組成大致能夠由目標(biāo)的焊接金屬的組成和焊劑的堿度決定。通常，使焊劑的堿度保持在2. 5 2. 6左右而進(jìn)行焊接，這種情況下，焊接材料的組成為，使根據(jù)下式求得的α值為1. 2以上，β值為0. 04 0. 29即可。 α值低于1.2時，焊接金屬的[化合物型Ti]/[化合物型Si]的比容易處于1.5以下，另外A值容易低于0.50。另一方面，通過將β值控制在上述范圍，使焊接金屬的B值也滿足 0. 05 0.沈，此外通過將β值控制在0. 08以上、低于0. 20，從而200nm以上的碳化物的平均粒徑容易處于350nm以下。還有，上述α值、β值的范圍，是堿度為2. 5 2. 6左右的情況，如果堿度不同，則其值的最佳范圍也發(fā)生變動。因此，堿度不同時，預(yù)先通過實(shí)驗(yàn)求得最佳范圍。α = [Ti]/(0. 5[Si]-0. 8X [Al])β = [Cr]/([Mn]+1. 2)其中，式中的[Ti]是Ti的含量(％ )，[Al]是Al的含量(％ )，[Si]是Si的含量
7(% )，[Cr]是Cr的含量(％ )，[Mn]是Mn的含量(％ )，均為焊接材料的元素量。作為前述母材的Mn-Mo-Ni鋼，能夠使用公知的各種鋼種，例如ASTM規(guī)格的A53!3B Cl. UA533B Cl. 2、A508C1. 3、SA533B Cl. 1。本發(fā)明的焊接金屬，在焊接的狀態(tài)(AW)下機(jī)械的特性優(yōu)異，但是沒有使碳化物更粗大化，能夠通過實(shí)施去應(yīng)力退火(SR退火)使韌性進(jìn)一步提高。SR退火，就下述的 Larson-Miller參數(shù)(MP)，在滿足18X IO3 20X IO3左右的范圍，控制SR溫度、SR時間即可。例如600 650°C，10 30hr左右即可。Mp = (T+273) X (20+logt)其中，T為SR溫度(°C )，t為SR時間(hr)。還有，作為形成本發(fā)明的焊接金屬的焊接方法，沒有特別限定，只要是能夠形成上述焊接金屬的焊接方法，任何方法都可以，但優(yōu)選可以由焊劑進(jìn)行組成控制的潛弧焊。另外，本發(fā)明提供一種焊接部是上述焊接金屬的焊接結(jié)構(gòu)物，該焊接結(jié)構(gòu)物整體上強(qiáng)度和韌性優(yōu)異，進(jìn)而耐久性優(yōu)異。以下，列舉實(shí)施例更具體地說明本發(fā)明，但本發(fā)明不受此實(shí)施例的限定性地解釋。實(shí)施例制作具有表3所示的組成的潛弧焊用的焊接材料(焊絲材料標(biāo)識上附加“W”)和涂藥電焊(被覆7 — 7溶接)用的焊接材料(焊條材料標(biāo)識上附加“B”)。另一方面，使用表1 (數(shù)值單位％，余量為狗和不可避免的雜質(zhì))所示的組成的Mn-Mo-Ni鋼的母材厚鋼板，以下述的焊接條件，實(shí)施利用潛弧焊或涂藥電焊的焊接試驗(yàn)?！摶『笚l件母材板厚25mm，坡口角度10° (V字)，跟部間隙15mm，焊接姿勢向下，焊接電流425A，焊接電壓30V，焊接速度5. 8mm/sec (35cpm)，預(yù)熱和焊道間溫度180 200°C·涂藥電焊條件母材板厚20mm，坡口角度20° (V字)，跟部間隙16mm，焊接姿勢向下，焊接電流175A，焊接電壓J4V，焊接速度17mm/sec (IOOcpm)，預(yù)熱和焊道間溫度:180 200°C, 焊劑不使用還有，在實(shí)施的焊接試驗(yàn)(潛弧焊和涂藥電焊)中，使用AWS所規(guī)定中性助熔劑， 調(diào)節(jié)焊劑的堿度使之成為2. 04或2. 55。堿度2. 04在使用表3的No. 22的焊絲的焊接試驗(yàn) (后述的表4、5的試驗(yàn)No. 22)時適用，其他的情況堿度為2. 55。還有，堿度通過IIW(國際焊接學(xué)會international Institute of Wielding)推薦的下式(式中的氧化物表示該氧化物的質(zhì)量)計算，上述堿度的焊劑成分的代表例顯示在表2中。堿度=BC/ACBC = CaF2+Ca0+Mg0+Ba0+Sr0+Na20+K20+Li20+ (MnO+FeO) /2
AC = SiO2+ (Al203+Ti02+Zr02) /2[表 1]
權(quán)利要求
1. 一種焊接金屬，其特征在于，以質(zhì)量％計含有，C 0. 04 0. 15%,Si 0. 50%以下且大于0%、Mn1.0 1. 9%,Ni1.0 4. 0%,Cr0.10 --1. 0%,Mo0.20 --1. 2%,Ti0.010 0. 060%,Al 0. 030%以下且大于0%、 0 0. 015 0. 060%, N:0.010%以下且大于0%，余量由!^e和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，以[化合物型Ti]表示作為化合物含有的Ti量(％ )，以[化合物型Si]表示作為化合物含有的Si量(％)時，[化合物型Ti]/[化合物型Si] > 1.5并且，以[Ti]表示Ti的含量(％ )，以
表示0的含量(％ )，以[Al]表示Al的含量(％ )，以[Si]表示Si的含量(％ )時，由下式計算的A值為0. 50以上， A = [Ti]/(
-l. IX [Α1]+0. 05X [Si])。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接金屬，其中，進(jìn)一步以[Cr]表示Cr的含量(％)，以[Mn] 表示Mn的含量(％ )時，由下式計算的B值在0. 05以上且0. 26以下，B = [Cr]/([Mn]+l. 2)。
3.根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的焊接金屬，其中，存在于焊接金屬中的碳化物之中，當(dāng)量圓直徑200nm以上的碳化物的平均粒徑為350nm以下。
4.根據(jù)權(quán)利要求1 3中任一項所述的焊接金屬，其中，還含有Cu0. 35%以下且大于0%。
5.根據(jù)權(quán)利要求1 4中任一項所述的焊接金屬，其中，還含有Nb0. 008 0. 030%, V 0. 010 0. 10%的一種或兩種。
6.一種焊接結(jié)構(gòu)物，其是以Mn-Mo-Ni系鋼材為母材進(jìn)行焊接后的焊接結(jié)構(gòu)物，其焊接部的焊接金屬由權(quán)利要求1 5中任一項所述的焊接金屬形成。
全文摘要
為了提供一種在焊接狀態(tài)或去應(yīng)力退火后仍顯現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度、韌性的焊接金屬，本發(fā)明的焊接金屬，以質(zhì)量％計，含有C0.04～0.15％、Si0.50％以下、Mn1.0～1.9％、Ni1.0～4.0％、Cr0.10～1.0％、Mo0.20～1.2％、Ti0.010～0.060％、Al0.030％以下、O0.015～0.060％、N0.010％以下，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，作為化合物含有的Ti量(％)和Si量(％)的比[化合物型Ti]/[化合物型Si]超過1.5，由下式(其中，[X]是元素X的含量(％))計算的A值為0.50以上A＝[Ti]/([O]-1.1×[Al]+0.05×[Si])。
文檔編號B23K9/18GK102348531SQ20108001104
公開日2012年2月8日 申請日期2010年3月25日 優(yōu)先權(quán)日2009年3月26日
發(fā)明者岡崎喜臣, 名古秀德, 大津穰, 山下賢, 高內(nèi)英亮 申請人:株式會社神戶制鋼所